鋰離子電池(LIBs)具有能量密度高、無記憶效應和工作溫度范圍寬等優(yōu)點，已廣泛應用在便攜式電子設(shè)備和新能源汽車等領(lǐng)域[1] 目前應用的石墨類負極材料其理論比容量較低(372 mAh·g-1)，不能滿足新一代鋰離子電池的需求[2~4] 過渡金屬氧化物(Mx O y，M=Fe、Ni、Mn、Cu等)有較高的理論比容量(600~1200 mAh·g-1)、低成本和環(huán)境友好等優(yōu)點[5,6] 與過渡金屬氧化物相比，過渡金屬氫氧化物的制備成本更低，在儲鋰反應過程中生成的LiOH在低電位下還可與Li進一步可逆生成Li2O和LiH，提供更高的理論比容量，極有應用前景[7~9] 例如，Ni(OH)2的理論儲鋰比容量高達1735 mAh·g-1，約為NiO理論比容量(718 mAh·g-1)的2倍[10] 但是，過渡金屬氫氧化物在充放電過程中的動力學緩慢和顯著的體積效應使其倍率性能和循環(huán)性能降低[11] 將電極材料納米化可縮短Li+在材料中的擴散路徑、提高材料的比表面積和緩解材料的體積效應，進而改善電極材料的動力學性能和循環(huán)穩(wěn)定性[12] 在各種納米結(jié)構(gòu)材料中，3D微/納分級結(jié)構(gòu)(由低維納米結(jié)構(gòu)單元構(gòu)成的微米級二次結(jié)構(gòu))材料具有納米材料優(yōu)勢的同時還具有協(xié)同效應(即有效避免低維納米材料的自團聚、提高振實密度)[13,14] Lim等[9]制備的花狀微/納分級結(jié)構(gòu)Ni(OH)2Cl，用作鋰離子電池負極材料，在0.2 A·g-1電流密度下經(jīng)過150次循環(huán)其比容量為1236 mAh·g-1；Inamdar等[15]以Cu箔為基體用表面化學氧化法制備的由Cu(OH)2納米棒構(gòu)成的3D微/納分級網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)材料，在0.1 A·g-1電流密度下可逆比容量高達1472 mAh·g-1，在0.2 A·g-1電流密度下循環(huán)100次后比容量保持為506 mAh·g-1

但是，以往制備微/納分級結(jié)構(gòu)電極材料使用的水熱法、溶劑熱法、模版法和溶膠凝膠法條件苛刻、過程冗長且成本高 本文以十二烷基硫酸鈉(SDS)為輔助劑，用簡便的均相沉淀法制備具有開放結(jié)構(gòu)的3D微/納分級結(jié)構(gòu)的α-Ni(OH)2負極材料，研究SDS用量對其結(jié)構(gòu)和儲鋰性能的影響

1 實驗方法1.1 材料的制備

用均相沉淀法制備α-Ni(OH)2材料：先將1.745 g的Ni(NO3)2·6H2O(分析純)溶解在90 mL蒸餾水中，然后分別按n(SDS)/n(Ni2+)為0∶10、1∶10、2∶10和3∶10的比例加入SDS，最后再加入尿素18.862 g，原料充分溶解后在90℃攪拌反應4.5 h 反應結(jié)束后，將生成的沉淀在60℃母液中陳化20 h，然后進行抽濾、洗滌和冷凍干燥 將n(SDS)/n(Ni2+)等于0∶10、1∶10、2∶10和3∶10的產(chǎn)物樣品分別標記為NS-0、NS-10、NS-20和NS-30

1.2 材料的表征

使用X'Pert3 Powder型多功能X射線衍射儀分析樣品的物相結(jié)構(gòu)(測試條件：Cu靶，加速電壓為40 kV，加速電流為30 mA，掃描的速度為5 (°)·min-1)；用SU5000型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察樣品的微觀形貌；使用NEXUS 470型傅里葉變換紅外光譜儀采集樣品的紅外光譜；用SDTQ 600型熱重分析儀(TGA)表征樣品的組分含量(測試條件：空氣氣氛，溫度范圍為25~900℃，升溫速度為10℃/min)；用ESCALAB250Xi型X射線光電子能譜儀(XPS)分析樣品中的元素組成和價態(tài)

將制備出的樣品與導電劑(Super P)和粘結(jié)劑(PVDF)按照6∶3∶1的質(zhì)量比在N-甲基吡咯烷酮(NMP)溶劑中混合成均勻的漿料，然后將漿料均勻涂覆在銅箔上并在80℃真空條件下干燥12 h 將烘干的極片沖裁成直徑為16 mm的圓形工作電極(極片上活性物質(zhì)負載量約為0.4 mg/cm2)，分別以金屬鋰片和聚丙烯多孔膜(Celgard2500型)為對電極和隔膜，使用1 mol·L-1 LiPF6/EC+DMC+DEC (體積比1∶1∶1)為電解液，在氬氣氣氛下組裝成CR2016型紐扣半電池 用BTS-5 V/10 mA型多通道電池充放電測試儀對電池進行恒電流充放電測試，電位范圍為0.01~3.0 V (vs. Li+/Li)；使用CHI760E型電化學工作站對電池進行循環(huán)伏安(CV)和交流阻抗(EIS)測試，CV測試的電位窗口為0.01~3.0 V (vs. Li+/Li)，EIS測試的頻率范圍為105~10-2 Hz

2 結(jié)果和討論2.1 微觀結(jié)構(gòu)

圖1a給出了不同SDS用量樣品的XRD譜 可以看出，四個樣品的衍射峰均與α-Ni(OH)2 (JCPDS No. 22-0444)相符，沒有出現(xiàn)雜質(zhì)相的峰，表明制備出的樣品都是α-Ni(OH)2 相對而言，無SDS輔助的NS-0樣品其(001)衍射峰最強，說明其結(jié)晶性較好；而SDS輔助的3個樣品其(001)衍射峰明顯寬化且強度變低，表明樣品的結(jié)晶性降低[16] 利用Scherrer公式計算出樣品的晶格常數(shù)和平均晶粒尺寸，結(jié)果列于表1 可以看出，隨著SDS用量的增多樣品的層間距由NS-0的0.7243 nm增大到NS-30的0.7338 nm，平均晶粒尺寸由5.6 nm降低到3.0 nm 這表明，SDS的加入影響了α-Ni(OH)2結(jié)晶和生長過程，在α-Ni(OH)2內(nèi)引入了更多的結(jié)構(gòu)缺陷、細化了晶粒并拓寬了層間距 電極材料中的結(jié)構(gòu)缺陷可為鋰離子存儲提供更多的活性位點，并改善材料的電子/離子傳輸性能，因此有利于提升材料的儲鋰活性和反應動力學[17]

圖1



圖1SDS用量不同的Ni(OH)2樣品的XRD譜和TGA圖、NS-0和NS-20樣品的FT-IR對比、NS-0和NS-20的Ni 2p XPS譜以及NS-20的S 2p XPS譜

Fig.1XRD patterns (a) and TGA plots (b) of the series of Ni(OH)2 samples prepared with different amounts of SDS; FT-IR spectra of the NS-0 and NS-20 samples (c); high resolution Ni 2p XPS spectra of NS-0 and NS-20 samples (d,e) and high resolution S 2p XPS spectrum of NS-20 sample (f)

Table 1

表1

表1不同SDS添加量樣品的晶格參數(shù)和平均晶粒尺寸

Table 1Lattice parameters and average grain size of samples with different SDS additions

Samples	Crystal plane	2θ / (o)	Interlayer distance / nm	Average grain size / nm
NS-0	(001)	12.21	0.7243	5.6
NS-10	(001)	12.10	0.7324	3.2
NS-20	(001)	12.06	0.7335	3.0
NS-30	(001)	12.05	0.7338	3.0

圖1b給出了不同SDS用量的α-Ni(OH)2的TGA圖 可以看出，NS-0樣品有3個失重區(qū)間，25~300℃區(qū)間的失重(~3.7%)對應吸附水和層間水的去除，300~340℃區(qū)間的失重(~23.0%)對應Ni(OH)2分解為NiO和H2O，340~600℃區(qū)間的失重對應樣品吸附的陰離子(如NO3-、CO32-)的除去[18] NS-10、NS-20和NS-30三個樣品都有4個失重區(qū)間，其中25~230℃區(qū)間的失重對應吸附水和層間水的去除，230~350℃區(qū)間的失重(~7.1%、8.5%和9.0%)對應DS-中烷基長鏈的分解[19]，350~380℃區(qū)間的失重對應Ni(OH)2的分解，380~600℃區(qū)間的失重對應吸附的陰離子(如NO3-、CO32-)的除去，600~900℃區(qū)間的失重對應DS-中-SO4的分解[20] 上述結(jié)果表明，在NS-10、NS-20和NS-30三個樣品中含有一定量的DS-陰離子 根據(jù)TGA曲線可計算出NS-20樣品的分子式：Ni(OH)1.847-x-2y M x D y (SO4)0.056(DS)0.041(其中M和D分別表示NO3-和CO32-，DS表示十二烷基硫酸根) 根據(jù)XRD分析結(jié)果可以推斷，DS-陰離子已進入α-Ni(OH)2的層間而使層間距增大

圖1c給出了NS-0和NS-20兩個樣品的FT-IR譜 可以看出，兩個樣品在3450和1632 cm-1處的吸收峰分別對應層間水分子中-OH伸縮振動和吸附水分子的彎曲振動，表明兩個峰都是α-Ni(OH)2的特征吸收峰[21]；在2230 cm-1處的強吸收峰對應尿素在均相反應過程中分解生成的NCO-/NC-的伸縮振動[22]；在1462和1370cm-1附近出現(xiàn)的是CO32-和NO3-的振動峰[23]；在638和482 cm-1附近出現(xiàn)的吸收峰分別對應Ni-OH和Ni-O的振動[21, 24] 在NS-20的譜中2917和2853 cm-1附近出現(xiàn)的兩個較強的吸收峰，對應DS-烷基長鏈基團中C-H的對稱和不對稱伸縮振動[25,26]；在1206和1065 cm-1處出現(xiàn)的吸收峰對應DS-中S=O的伸縮振動[26]，進一步證明材料中含有一定量的SDS 以上結(jié)果與XRD和TGA分析結(jié)果相符

圖1d和圖1e分別給出了NS-0和NS-20樣品的Ni 2p XPS譜 可以看出，兩樣品的Ni 2p XPS譜都由6個峰組成，位于855.51和873.17 eV處的峰對應Ni2+；位于857.07和875.19 eV處的峰對應Ni3+；位于861.56和879.44 eV處的峰分別對應Ni 2p3/2和Ni 2p1/2衛(wèi)星峰[27,28] NS-20樣品的S 2p XPS譜由位于168.92和169.94 eV的兩個峰組成(圖1f)，分別對應DS-陰離子中S6+的S 2p3/2和S 2p3/2峰[29]

圖2給出了NS-0、NS-10、NS-20和NS-30樣品的SEM照片 從圖2a可見，NS-0樣品由大小不一的微米級球形顆粒團聚而成；在高放大倍數(shù)下可見球形顆粒又是由緊密的花瓣狀初級納米結(jié)構(gòu)(厚度10~20 nm)構(gòu)成(圖2b,c) 從圖2a、d、g、j可見，隨著SDS量的增多球形顆粒的尺寸出現(xiàn)增大的趨勢 其原因可能是，與層間陰離子NO3-相比DS-有更大的體積和空間位阻效應，在晶體形成過程中使初晶顆粒增大、材料更加蓬松多孔，進而使顆粒的尺寸增大 從圖2d~l可見，NS-10、NS-20和NS-30樣品的表面形貌相似，都由微米級類球形顆粒組成；與NS-0相比，其類球形顆粒具有更好的分散性，組成類球形顆粒的花瓣狀初級納米結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出更好的空間開放性 從圖2e、h、k可見，NS-10、NS-20和NS-30三種樣品均呈類球形花簇狀；仔細對比圖2f、i、l可見，NS-20比NS-10和NS-30樣品材料三維結(jié)構(gòu)更加開放，有利于電解液的滲透進而提高材料的電化學性能 以上結(jié)果表明，適量的SDS有利于形成開放的三維納米結(jié)構(gòu)，但是過量的SDS使開放的三維納米結(jié)構(gòu)坍塌

圖2



圖2NS-0、NS-10、NS-20和NS-30樣品的SEM照片

Fig.2SEM images of NS-0 (a~c), NS-10 (d~f), NS-20 (g~i), and NS-30 (j~l) samples

2.2 電化學性能

圖3a~d給出了NS-0、NS-10、NS-20和NS-30樣品的CV曲線，掃描速度為0.1 mV·s-1 從圖中可見，四個樣品的CV曲線的特征相似 在首圈CV負向掃描過程中，在1.15 V附近出現(xiàn)的強還原峰對應Ni(OH)2還原為Ni0(Ni(OH)2+2Li++2e-→Ni0+2LiOH)和固體電解質(zhì)界面(SEI)膜的生成，在0.75 V附近出現(xiàn)的較寬還原峰對應LiOH進一步還原為LiH(LiOH+2Li++2e-→Li2O+LiH)；在首圈CV正向掃描過程中，在0.9~1.8 V的寬氧化峰對應LiH可逆氧化為LiOH，在2.3 V附近出現(xiàn)的氧化峰對應Ni0氧化為Ni2+[30,31] 從第二圈CV開始，樣品的在1.15 V附近的還原峰強度明顯降低并正移，其主要原因是在首圈負掃過程中SEI膜的生成產(chǎn)生了不可逆Li+消耗 仔細對比可以發(fā)現(xiàn)，隨著循環(huán)次數(shù)的增加NS-0樣品的CV曲線面積明顯變小，表明電化學活性降低；而NS-10、NS-20和NS-30樣品的第三、四圈CV曲線幾乎重疊，表明其較高的循環(huán)穩(wěn)定性 圖3e給出了NS-0、NS-10、NS-20和NS-30四個樣品在電流密度為0.2 A·g-1時活化5圈后又在電流密度為2 A·g-1條件下循環(huán)35圈的循環(huán)性能比較 結(jié)果表明，NS-0的循環(huán)性能最差，40次循環(huán)后其比容量已衰減至248 mAh·g-1；使用SDS輔助制備的三個樣品均表現(xiàn)出更好循環(huán)性能，尤其是NS-20的循環(huán)性能最好，40次循環(huán)后其比容量仍然保持在800 mAh·g-1 圖3f，g分別給出了NS-0和NS-20樣品不同循環(huán)圈數(shù)的放電/充電曲線 可以看出，在充放電曲線的前5圈活化過程中放電曲線有兩段不同斜率的近直線容量衰減，分別對應材料的兩個嵌鋰反應過程 在0.9~1.3 V附近的放電平臺對應Ni(OH)2還原為Ni0(Ni(OH)2+2Li++2e-→Ni0+2LiOH)和固體電解質(zhì)界面(SEI)膜的生成，在0.6~0.8 V附近出現(xiàn)的放電平臺對應LiOH進一步還原為LiH(LiOH+2Li++2e-→Li2O+LiH)[32] 同時，NS-0和NS-20的首圈放電/充電比容量分別為2059/1316和1967/1245 mAh·g-1，對應的庫倫效率分別為63.9%和63.3% 其主要原因是，材料在首次放電過程中生成SEI膜消耗了部分鋰離子，引起了不可逆的容量損失[33]，這與首圈CV測試結(jié)果(圖3a~d)一致 隨著循環(huán)次數(shù)的增加兩樣品的充電電位逐漸升高、放電電位逐漸降低和可逆比容量逐漸降低 NS-0樣品經(jīng)過10次循環(huán)后已沒有明顯的充放電平臺，而NS-20樣品即使經(jīng)過40次循環(huán)后仍出現(xiàn)較好的充放電平臺 以上結(jié)果表明，隨著SDS用量的增加樣品的的電化學性能先提高后降低，其中NS-20的性能最佳 NS-20樣品突出的電化學性能，與其自身的微觀結(jié)構(gòu)密切相關(guān)：一方面NS-20樣品的結(jié)晶性較差(圖1a)，結(jié)構(gòu)缺陷使其含有更多的配位不飽和原子，有利于提高材料的電化學反應活性[34]；另一方面，NS-20樣品更加開放的三維結(jié)構(gòu)有利于暴露更多的反應位點、緩解材料在充放電過程中的體積效應、促進電解液在電極中的滲透，進而改善電極的循環(huán)性能和動力學性能 表2對比了NS-20樣品與文獻報道的氫氧化鎳基負極材料的循環(huán)性能 從表中可以看出，本文制備的NS-20樣品其電化學性能較為優(yōu)異

圖3



圖3NS-0、NS-10、NS-20和NS-30樣品在0.1 mV·s-1掃描速度下的CV曲線以及四個樣品循環(huán)性能的對比、NS-0和NS-20樣品在不同循環(huán)次數(shù)下的充放電曲線

Fig.3CV curves of NS-0 (a), NS-10 (b), NS-20 (c), and NS-30 (d) samples at the scan rate of 0.1 mV·s-1; comparison of cycling performance of the four samples (e); charge/discharge curves of NS-0 (f) and NS-20 (g) samples in selected cycles

Table 2

表2

表2NS-20與用于LIBs的其他氫氧化鎳基負極材料的循環(huán)性能的比較

Table 2Comparison of the cycling performance of the NS-20 with other previously reported nickel hydroxide-based anode materials for LIBs

Materials	Current density / A·g-1	Specific discharge capacity / mAh·g-1	Voltage window / V vs. Li/Li+	Reference
NS-20	2.0	800 mAh·g-1 after 40 cycles	0~3.0	This work
α-Ni(OH)2	1.0	743 mAh·g-1 after 50 cycles	0~3.0	[35]
Co-Ni-LDH	0.05	450.4 mAh·g-1 after 40 cycles	0~3.0	[36]
Ni-Co-LDH	0.1	335.4 mAh·g-1 after 50 cycles	0~3.0	[37]
Ni(OH)2-CTAB	0.5	952 mAh·g-1 after 25 cycles	0~3.0	[38]
Fe-Ni-LDH	0.2	1080 mAh·g-1 after 30 cycles	0~3.0	[39]
Ni- Fe-OH	0.85	540 mAh·g-1 after 50 cycles	0~3.0	[40]
Ni(OH)Cl	0.2	1236 mAh·g-1 after 150 cycles	0~3.0	[9]

圖4a給出了NS-0、NS-10、NS-20和NS-30四個樣品的倍率性能對比 可以看出，隨著電流密度的增大樣品的放電比容量逐漸降低 NS-0的倍率性能最差，在3 A·g-1電流密度下其比容量已降低至231 mAh·g-1 相比之下，SDS輔助制備的三個樣品均表現(xiàn)出更好倍率性能；尤其是NS-20的倍率性能最佳，在3 A·g-1高電流密度下其比容量仍高達662 mAh·g-1，電流密度回到較低的0.5 A·g-1時其比容量恢復到980 mAh·g-1并保持良好的循環(huán)穩(wěn)定性 圖4b~d給出了NS-0、NS-20和NS-30三個樣品在不同電流密度下的充放電曲線 可以看出，電流密度為0.2 A·g-1時三個樣品的充放電平臺均較為明顯，隨著電流密度的提高三個樣品電極的充放電平臺逐漸變短表明電極的極化逐漸變大 相比之下，NS-20樣品的極化明顯低于其他兩個樣品

圖4



圖4四個樣品的倍率性能對比、NS-0、NS-20和NS-30樣品在不同電流密度下的充放電曲線

Fig.4Comparison of magnification performance of four samples (a);charge and discharge curves of NS-0 (b), NS-20 (c) and NS-30 (d) samples at different current densities

i(V)=k1v+k2v1/2

(1)

i(V)/v1/2=k1v1/2+k2

(2)

進行定量分析[42]，式中i(V)為特定電位下的CV電流值；k1v和k2v1/2分別為贗電容效應電流和擴散控制電流 根據(jù) 式(2)和圖5c中的CV數(shù)據(jù)可計算出NS-20樣品的贗電容效應電流 以掃速為0.5 mV·s-1的CV為例，圖5e給出了NS-20樣品在CV過程中的贗電容效應貢獻 圖5d~f給出了不同掃速下NS-10、NS-20和NS-30三個樣品贗電容效應的貢獻 可以看出，贗電容效應的貢獻占據(jù)主導地位且隨著掃描速度的提高其貢獻比例逐漸增大 NS-10和NS-20樣品比NS-30樣品贗電容效應的貢獻更為顯著，掃描速度為0.9 mV·s-1時贗電容效應的貢獻比例分別為74.9%、84.2%和68.6% 這表明，NS-10和NS-20樣品突出的倍率性能與其顯著的贗電容貢獻密切相關(guān)，其中NS-20樣品的贗電容效應最顯著

圖5



圖5NS-0和NS-20樣品在不同掃描速度下的CV曲線、NS-20樣品在0.5 mV·s-1掃描速度下的CV曲線、NS-10、NS-20和NS-30樣品在不同掃描速度下的贗電容貢獻百分比

Fig.5CV curves of NS-0 (a) and (b) NS-20 samples at various scan rates; CV curve of NS-20 at 0.5 mV·s-1 (the region filled with blue color corresponds to pseudocapacitive effect) (c); pseudocapacitance contribution percentage diagram of NS-10 (d), NS-20 (e) and NS-30 (f) samples at different scanning speeds

圖6a、b給出了NS-0、NS-10、NS-20和NS-30四個樣品經(jīng)過20次循環(huán)后的Nyquist圖和對應的Bode圖 可以看出，NS-0樣品的Nyquist圖由高頻區(qū)的半圓、中低頻區(qū)半圓和低頻區(qū)的斜線組成，高頻區(qū)的半圓對應SEI膜電阻和電化學反應電阻容抗弧(Rsf+ct)，中低頻區(qū)的半圓對應材料的體相電阻(Rb，包括活性材料電阻、復合電極中孔道內(nèi)部電解液的離子電阻、材料充放電結(jié)構(gòu)變化引起的電阻)[43]；低頻區(qū)的直線對應Li+在材料中擴散引起的Warburg阻抗[44] 對等效電路(含虛線框部分)的擬合結(jié)果表明，NS-0樣品的Rsf+ct和Rb值分別為48.3和73.8 Ω·cm2 較大的Rb值表明其電化學活性低，與上文的循環(huán)性能(圖3e)是相對應的 NS-10、NS-20和NS-30樣品的Nyquist圖都由高中頻區(qū)的半圓和低頻區(qū)的斜線組成，高中頻區(qū)半圓對應SEI膜電阻和電化學反應電阻容抗弧，低頻區(qū)斜線對應Li+在材料中擴散引起的Warburg阻抗 三個樣品的EIS圖均未出現(xiàn)明顯的體相電阻容抗弧，表明其電化學活性較高 對等效電路圖6c(不含虛線框部分)的擬合結(jié)果表明，NS-10、NS-20和NS-30樣品的Rsf+ct值分別為33.3、29.4和33.6 Ω·cm2，明顯低于NS-0的Rsf+ct值(48.3 Ω·cm2)，表明其電化學反應更容易進行 其中NS-20的Rsf+ct值最低，表明其電化學反應活性最高，與其循環(huán)性能曲線(圖3e)相對應

圖6



圖6NS-0、NS-10、NS-20和NS-30樣品20次循環(huán)后的Nyquist圖、Bode圖和等效電路

Fig.6Nyquist plots (a) and Bode plots (b) of NS-0, NS-10, NS-20 and NS-30 samples after 20 discharge/charge cycles,equivalent circuit (c)

3 結(jié)論

以十二烷基硫酸鈉(SDS)為輔助劑，采用簡便的均相沉淀法可制備具有微/納分級結(jié)構(gòu)的α-Ni(OH)2材料 SDS輔助劑可細化α-Ni(OH)2的晶粒，拓寬α-Ni(OH)2層間距并有助于形成空間更加開放的微/納分級形貌 SDS輔助制備的α-Ni(OH)2均比不使用SDS制備的α-Ni(OH)2具有更好的電化學性能，在n(SDS)/n(Ni2+)為2∶10條件下制備的α-Ni(OH)2具有最佳的循環(huán)穩(wěn)定性(在2 A·g-1電流密度下循環(huán)40次后比容量保持在800 mAh·g-1)、出色的倍率性能(在3 A·g-1大電流密度下仍能具有710 mAh·g-1的可逆比容量)和顯著的贗電容效應(在0.9 mV·s-1時其贗電容貢獻率高達84.2%) 無SDS輔助制備的α-Ni(OH)2循環(huán)使用后出現(xiàn)明顯的體相電阻，使其電化學活性和反應可逆性快速衰減；而SDS輔助制備的α-Ni(OH)2循環(huán)使用后不出現(xiàn)體相電阻且其Rct值明顯低于無SDS輔助制備的α-Ni(OH)2的Rct值，使其反應動力學和循環(huán)性能更好

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李玲芳, 曾 斌, 原志朋 等.

一步水熱法制備納米SnO2@C復合材料及其儲鋰性能研究

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以兩種糖類化合物(葡萄糖與水溶性淀粉)為碳源，以SnCl₄.5H₂O為錫源用一步水熱法制備了SnO₂@C復合物 使用X射線衍射(XRD)、傅里葉變換紅外光譜(FTIR)、N₂吸脫附法和透射電鏡(TEM)表征其組成和微觀結(jié)構(gòu)，并采用恒電流充放電測試、循環(huán)伏安法(CV)和電化學阻抗譜(EIS)表征其作為鋰離子電池負極材料的電化學性能 結(jié)果表明，糖類前驅(qū)體衍生的熱解炭和直徑為4~5 nm的SnO₂納米點生成了穩(wěn)定的復合結(jié)構(gòu)，炭基體的緩沖作用和材料納米化緩解了SnO₂的體積膨脹效應，使材料的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性和電化學性能提高 由于葡萄糖熱解炭的有序度比淀粉熱解炭更高，這組試樣具有更好的循環(huán)性能和倍率性能，在2 A/g大電流密度下其比容量高于400 mAh/g

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High-performance electrode materials that can be easily prepared are imperative for obtaining highly efficient lithium-ion batteries (LIBs). In this study, graphene-wrapped CoNi-layered double hydroxide (LDH) microspheres were first fabricated and used as an anode material for LIBs. The composite electrode with a mass ratio of 2.5u2009:u20091 (CoNi-LDH/graphene) showed a high reversible specific capacity of 1428.0 mA h g-1 at 0.05 A g-1, excellent rate performances (977.5, 670.8 and 328.1 mA h g-1 at 0.5, 2 and 10 A g-1, respectively) and long-cycling performance (75% retention at 10 A g-1 after 10u2009000 cycles). The excellent electrochemical performances could be due to the following reasons: CoNi-LDHs had high chemical reactivity, and the graphene shell improved the electrical conductivity of CoNi-LDHs, which facilitated charge transfer; the graphene shell also suppressed the volume expansion of metal hydroxides during charge-discharge cycling and enhanced the cycle stability of the electrode. More importantly, this is a significant study to directly use LDHs as a potential electrode for LIBs, which can promote applications of electro-active LDHs in energy storage and conversion fields.

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Template-sacrificing synthesis of Ni-Co layered double hydroxides polyhedron as advanced anode for lithium ions battery

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Nickel hydroxide has attracted much attention as an anode material for lithium-ion batteries (LIBs) due to its high specific capacity, low cost, and easy preparation. However, the poor cycling stability greatly hampers its application. Herein, Fe-doped nickel hydroxide powders with a high tap density (2.16 g cm) are synthesized by a simple chemical co-precipitation method. Compared to undoped nickel hydroxide, this Fe-doped nickel hydroxide exhibits better lithium storage activity, enhanced cycling stability and rate capability, and improved electrochemical reaction kinetics. As an anode material for LIBs, the Fe-doped nickel hydroxide delivers a specific discharge capacity of 1080 mA h g at 200 mA g after 30 cycles, which is almost twice that (519 mA h g) of undoped nickel hydroxide; at a high current density of 2000 mA g, Fe-doped nickel hydroxide shows a specific capacity of 661 mA h g, significantly higher than that (182 mA h g) of undoped nickel hydroxide. Kinetic analysis reveals that Fe doping decreases the electrochemical reaction resistance and improves the lithium ion diffusivity in a nickel hydroxide electrode.

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Structural and chemical evolution of amorphous nickel iron complex hydroxide upon lithiation/delithiation

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Synthesis and Li-storage performance of hierarchical spheroid composites of MgFe2O4/C

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